中科院|激光粉末床熔化Fe-21Mn-0.6C TWIP钢的显微组织和力学性能

| 3DScienceValley · 2025/06/11

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导读▏孪晶诱导塑性（TWIP）高锰钢具有较高的极限抗拉强度（UTS）和延展性，但其低屈服强度限制了其应用。中国科学院固体物理研究所韩福生博士团队使用激光粉末床熔化（LPBF）制备的Fe-21Mn-0.6C在垂直方向上的平均晶粒尺寸为17.1μm，是锻造晶粒尺寸的四分之一。拉伸屈服强度为657MPa，UTS为1089MPa，垂直方向伸长率为47.9%。与锻造Fe-21Mn-0.6C相比，屈服强度提高了110%。

文章链接：https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2024.06.192
表1. 本研究中使用的Fe-21Mn-0.6C粉末的化学成分。

图1.（a） SEM图像显示了Fe-21Mn-0.6C粉末的形态和尺寸分布。

使用EBSD测量的锻造Fe-21Mn-0.6C的平均晶粒尺寸约为69.7μm。图2b显示了锻造Fe-21Mn-0.6C合金的工程应力-应变曲线，表明屈服强度为313 MPa，UTS为916 MPa，伸长率为72.6%。

图2. （a） EBSD取向图和（b）锻造Fe-21Mn-0.6C的工程应力-应变曲线。

LPBF激光光斑直径为90μm，功率为300W，扫描速度为1000mm/s，扫描间距为50μm，层厚为80μm。相邻粉末层之间相差67°双向扫描策略。竣工样品测量为70 mm×10 mm×20 mm和20 mm×10毫米×70 mm，竣工样品的密度为7.91g/cm3。

图3. LPBF制备了Fe-21Mn-0.6C样品。

表2. LPBF制备的Fe-21Mn-0.6C的化学成分。

图4. 光学图像显示（a）从竣工垂直（XZ平面）的抛光样品中观察到的高相对密度（b）从竣工水平观察到的蚀刻微观结构。

图5显示了Fe-21Mn-0.6C粉末和LPBF制备的Fe-21Mn-06C钢的XRD图谱。由于Mn和C元素是奥氏体稳定剂，因此在两个样品中都只检测到奥氏体相。

图5. Fe-21Mn-0.6C粉末和LPBF制备的Fe-21Mn-06C钢的XRD图谱。

图6显示了LPBF制备的Fe-21Mn-0.6C的SEM图像。在图6a中，观察到亚微米级蜂窝状结构从熔池边缘沿热梯度生长。这些结构是快速凝固条件下高热梯度和凝固速率共同作用的结果。熔池内固体/液体界面处的贝纳德-马兰戈尼不稳定性导致流体流动的变化，影响晶胞结构的形状和方向。图6b、6c和图6d分别显示了不同取向的晶胞结构的横截面形态，分别呈现为圆形、细长形和椭圆形。

图6. SEM图像显示（a）竣工垂直的整体微观结构，（b）圆形晶胞结构的特写，（c）细长晶胞结构的近景和（d）椭圆形晶胞结构的远景。

尽管这种成分的钢具有0.6%的高碳含量，但在XRD或SEM结果中都没有检测到碳化物的存在。这是因为在Fe-21Mn-0.6C TWIP合金中，Mn和C都是奥氏体相稳定剂。C元素以固溶体形式存在于奥氏体相中。在LPBF过程中，由于该过程的高冷却速率（105-107K/s），消除了碳化物的形成。此外，由于高冷却速率，LPBF制造块的整体温度较低。这些是这种合金中没有碳化物的根本机制。

图7、图8显示了LPBF制备的Fe-21Mn-0.6C的EBSD结果。在图7中，在竣工的垂直方向上，沿建造方向观察到细长的晶粒，晶粒外延生长并形成柱状结构。大多数晶粒沿<001>方向取向，反映了面心立方（FCC）晶体的各向异性，这是由于存在致密和较低密度的晶面。FCC晶体中的<001>轴涉及的原子最少，在凝固过程中增长最快。竣工垂直管的平均粒径为17.1μm。晶界分布图表明，在竣工垂直方向上，LAGB约占42.5%，TB约占0.4%。

图7. EBSD研究竣工垂直。（a） IPF-Y颜色图，（b）晶界分布图（黄色：LAGBs，黑色：HAGBs，红色：TBs），（c）KAM图，（d）FCC奥氏体相中LAGBs、HAGBs和TB的频率。

图8. EBSD研究竣工水平。（a） IPF-Y颜色图，（b）晶界分布图（黄色：LAGBs，黑色：HAGBs，红色：TBs），（c）KAM图，（d）FCC奥氏体相中LAGBs、HAGBs和TB的频率。

在图8中，在竣工水平面上，颗粒也出现了拉长。竣工水平面的平均粒径为18.7μm。晶界分布图显示，在竣工水平面上，LAGB约占42.2%，TB约占0.3%。

图9显示了退火后LPBF制备的Fe-21Mn-0.6C的SEM背散射电子（BSE）图像。将竣工样品重新加热至1100°C并保持4小时。热处理后，样品内的原始蜂窝状结构消失，晶粒从柱状转变为等轴状，并观察到孪晶现象。退火样品的EBSD结果如图10所示，表明等轴晶粒表现出随机取向。图9、图10中观察到的退火孪晶将单个晶粒划分为多个晶粒，减小了晶粒尺寸，从而可以根据霍尔-佩奇关系提高强度。除退火孪晶边界外，平均晶粒尺寸为27.9μm。如果考虑退火孪晶边界，晶粒尺寸为17.2μm。晶界分布图显示退火样品中HAGB的比例约为99.6%，TB的比例高达63.3%。高比例的HAGB表明，在这种热处理条件下，竣工样品发生了完全再结晶。竣工样品和退火样品的晶粒尺寸非常相似。

通常，对于金属合金，高温退火后晶粒尺寸会增大。然而，对于增材制造的合金来说，由于其不规则的晶粒形状，情况可能并非如此。在具有低层错能（SFE）的Fe-21Mn-0.6C合金中，高温退火过程中会发生再结晶。再结晶的驱动力将是残余应力。再结晶往往发生在KAM值较高的区域。由于再结晶，退火样品的晶粒尺寸保持接近竣工样品的晶粒大小。

图9. SEM BSE图像显示（a）退火样品的整体微观结构和（b）孪晶的特写。
图10. 退火样品的EBSD研究。（a） IPF-Y颜色图，（b）晶界分布图（黄色：LAGBs，黑色：HAGBs，红色：TBs），（c）KAM图，（d）FCC奥氏体相中LAGBs、HAGBs和TB的频率。

拉伸试样的工程应力-应变曲线如图11所示，相应的屈服强度、UTS和伸长率如表3所示。在LPBF制备的Fe-21Mn-0.6C的竣工垂直和水平方向上，样品的屈服强度相差约3%，而伸长率相差约15%，表明力学性能存在各向异性。竣工立管的机械性能略好。与图2中锻造样品的机械性能相比，竣工样品的强度更高，竣工水平的屈服强度和UTS分别是锻造样品的2.1倍和1.2倍。

图11. LPBF制备的Fe-21Mn-0.6C和退火样品的工程应力-应变曲线。

表3. 不同样品的拉伸性能。

图11中的退火拉伸样品是从图9中的退火样品中水平提取的，该样品经历了完全再结晶，并表现出具有弱各向异性的等轴晶粒，如图9、图10中的发现所示。结果，在水平方向上获得的拉伸样品可以反映退火样品的机械特性。

在应力-应变曲线中，锯齿特征是可见的。图11中不同状态的应力-应变曲线中锯齿的特征不同。锯齿出现在竣工样品变形的初始阶段，而在退火样品变形的后期出现。成品样品中锯齿的应力降大于退火样品。

与锻造样品的机械性能相比，竣工样品的强度明显更高，竣工垂直方向的屈服强度是锻造样品的2.1倍。强度的增加主要归因于固溶强化、晶界强化和位错强化。

“3D Science Valley 白皮书图文解析

”

在Fe-Mn-C TWIP钢中，间隙固溶体C原子进入FCC晶格，导致晶格畸变，然后与基体中的位错相互作用，产生强烈的硬化效应。此外，由置换原子Mn引起的晶格畸变也有助于增强效果。关于合金成分对奥氏体钢固溶强化的贡献，可以通过具有线性关系的半经验公式进行量化，该公式被广泛接受，同样适用于除Fe-Mn-C合金成分外的其他奥氏体合金成分。对于具有不同合金成分的奥氏体钢，由于位错与C和Mn之间的复杂相互作用，发现C的线性回归系数在183至688之间，Mn的线性回归指数在-1.4至20之间，即Mn可能对屈服强度产生负面影响。根据Bouaziz等人的研究，在Fe-21Mn-0.6C中，C的线性回归系数为187，Mn的线性回归指数为0.9，固溶强化值为σs=131.1MPa。

比较竣工垂直和锻造Fe-21Mn-0.6C的平均晶粒尺寸，LPBF制造的Fe-21Mn-06C的平均粒径仅为锻造的四分之一。快速凝固导致熔体明显过冷，增加了成核速率，并导致晶粒细化。TWIP钢的晶界强化遵循Hall-Petch关系。

图12中，在LPBF制造的Fe-21Mn-0.6C中观察到密集的位错，这些位错是由逐层打印和快速凝固的特性产生的，导致局部不均匀加热和重复的压缩-拉伸循环。密集的位错纠缠在一起，阻碍了位错的运动，增加了竣工样品的强度。

图12. 亮场TEM图像显示了竣工样品（a）在晶粒中和（b）在蜂窝状结构中的密集位错（白色箭头）（两排白色箭头表示蜂窝状结构边界）。

本研究中LPBF制备的Fe-21Mn-0.6C的晶界强化和位错强化的相关理论计算值为σy=σs+σH-P+σd=131.1+247.1+261.4=639.6 MPa。计算值与实验获得的屈服强度634MPa-657MPa吻合良好。

TWIP钢的应力-应变曲线表现出锯齿状特征。这种变形机制被称为Portevin Le Chatelier（PLC）效应，它是由动态应变时效（DSA）引起的。它涉及扩散溶质的重复作用，使位错和位错从这种钉扎中脱离。在室温下，在添加碳的TWIP钢中观察到DSA，因为锯齿状流动是由于间隙碳原子与可移动位错的反复相互作用造成的。影响锯齿行为的因素主要包括应变率效应、温度、晶粒尺寸和热处理。在TWIP钢中，位错或变形孪晶之间的相互作用进一步促进了锯齿行为。

图13显示了LPBF制备的Fe-21Mn-0.6C TWIP钢不同状态的应力-应变曲线中锯齿的特征。在放大视图中，锯齿都是周期性的。在图13b的竣工样品中，锯齿出现在0.12的临界应变处，而在图13c的退火样品中，它们出现在0.31的临界应变下。竣工样品中锯齿的应力降（△σd）值约为28 MPa，大于退火样品中的值。在退火样品中，△σd的最大值约为15MPa。

图13. （a）竣工和退火样品的工程应力-应变曲线，（b）竣工样品的特写曲线，显示应力下降图，（c）退火样品的特写线，显示应力下降图。

锯齿振幅与位错运动有关。锯齿状屈服的开始是溶质原子扩散到在障碍物处暂时停止的可移动位错的结果。竣工样品中的位错密度明显高于退火样品。高位错密度是位错运动的障碍。障碍物密度的增加以及移动位错的等待时间变得显著，导致溶质原子扩散导致位错钉扎增加。这一趋势表明，DSA在竣工样本中加剧。竣工样品中的高位错密度也是位错胞存在的原因。塑性变形的主要载体是部分位错，其运动受到位错胞的阻碍。除了阻碍效应外，由解离的部分位错主导的复杂位错单元也可能为位错环的成核和位错环相互作用提供场所。由复杂位错胞形成的位错环可视为可移动位错。移动位错的增加增加了与溶质原子相互作用的可能性，加剧了DSA效应。此外，晶粒尺寸也对发生锯齿状流动的临界应变和应力降幅度有影响。应力降的幅度随着晶粒尺寸的减小而增加。锯齿状流动发生的临界应变随着晶粒尺寸的增加而增加，这种依赖性归因于位错密度的晶粒尺寸依赖性。恒定应变后，细粒材料的位错密度高于粗粒材料。因此，在具有高位错密度的细粒竣工样品中，在变形的初始阶段出现了锯齿，锯齿出现的临界应变很小。竣工样品中锯齿的应力降高于位错密度较低的粗晶粒（不包括退火孪晶边界）退火样品中的应力下降。

图14显示，在断裂的竣工拉伸样品中出现了变形孪晶，表明孪晶是TWIP钢的典型变形模式。Li等人发现，随着变形孪晶数量的增加，PLC效应变得更加突出[45]。在图13a的应力-应变曲线中，在竣工样品中，锯齿振幅从0.12工程应变下的28 MPa增加到0.36工程应变下35 MPa。在退火后的样品中，锯齿振幅从0.31工程应变下的15MPa增加到0.64工程应变时的17MPa，如表4所示。锯齿振幅随着应变的增加而逐渐增加，这是位错和变形孪晶的共同作用。

图14. SEM BSE图像显示（a）断裂的竣工拉伸样品的整体微观结构和（b）变形孪晶的特写。